JPH07252574A - 靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 - Google Patents
靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法Info
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- JPH07252574A JPH07252574A JP4725494A JP4725494A JPH07252574A JP H07252574 A JPH07252574 A JP H07252574A JP 4725494 A JP4725494 A JP 4725494A JP 4725494 A JP4725494 A JP 4725494A JP H07252574 A JPH07252574 A JP H07252574A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 航空機，鉄道車両，スポーツ用品などにおい
て高強度が要求される構造部材用として好適な高強度Ａ
ｌ合金であって、しかも靭性に優れたＡｌ合金及びその
製造方法を提供する。 【構成】 Ｃｕ：２〜７％，Ｍｇ：０．２〜２．５％，
Ｆｅ：１．０％以下，Ｓｉ：１．０％以下、かつＣｒ，
Ｍｎ，ＺｒおよびＴｉよりなる群から選択された１種以
上を夫々Ｃｒ：０．０５〜０．３％，Ｍｎ：０．０５〜
０．８％，Ｚｒ：０．０５〜０．３％，Ｔｉ：０．０３
〜０．３％の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純
物からなるＡｌ合金において、連続鋳造後熱間圧延を行
うか、または熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理
を施して、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長
さを２μｍ以下、かつ体積分率を２．０％以下に制御さ
れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を開示する。
て高強度が要求される構造部材用として好適な高強度Ａ
ｌ合金であって、しかも靭性に優れたＡｌ合金及びその
製造方法を提供する。 【構成】 Ｃｕ：２〜７％，Ｍｇ：０．２〜２．５％，
Ｆｅ：１．０％以下，Ｓｉ：１．０％以下、かつＣｒ，
Ｍｎ，ＺｒおよびＴｉよりなる群から選択された１種以
上を夫々Ｃｒ：０．０５〜０．３％，Ｍｎ：０．０５〜
０．８％，Ｚｒ：０．０５〜０．３％，Ｔｉ：０．０３
〜０．３％の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純
物からなるＡｌ合金において、連続鋳造後熱間圧延を行
うか、または熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理
を施して、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長
さを２μｍ以下、かつ体積分率を２．０％以下に制御さ
れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を開示する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、靭性に優れたＡｌ−Ｃ
ｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法に関し、詳細には航空
機，鉄道車両，スポーツ用品などにおいて高強度が要求
される構造部材用として好適な高強度Ａｌ合金であっ
て、しかも靭性に優れたＡｌ合金及びその製造方法に関
するものである。
ｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法に関し、詳細には航空
機，鉄道車両，スポーツ用品などにおいて高強度が要求
される構造部材用として好適な高強度Ａｌ合金であっ
て、しかも靭性に優れたＡｌ合金及びその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】代表的な高強度Ａｌ合金としては、Ａｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ系合金がジュラルミンの名で知られてお
り、ＪＩＳ規格の２０１４合金，２０１７合金，２０２
４合金等が開発されている。尚上記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
合金の高強度特性は、時効硬化によって得られるもので
あり、これを製造するにあたっては、まずインゴットを
鋳造し、必要に応じて均質化処理を行ない、高温で充分
鍛造して鋳造組織を取り除き、更に溶体化処理の後焼き
入れをして時効処理を施すという方法が一般的である。
−Ｃｕ−Ｍｇ系合金がジュラルミンの名で知られてお
り、ＪＩＳ規格の２０１４合金，２０１７合金，２０２
４合金等が開発されている。尚上記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系
合金の高強度特性は、時効硬化によって得られるもので
あり、これを製造するにあたっては、まずインゴットを
鋳造し、必要に応じて均質化処理を行ない、高温で充分
鍛造して鋳造組織を取り除き、更に溶体化処理の後焼き
入れをして時効処理を施すという方法が一般的である。
【０００３】しかしながら前記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金
は靭性が低く、特に熱間・冷間加工終了後の板厚方向
（ＳＴ方向）の靭性が、加工方向（Ｌ方向）や幅方向
（ＬＬ方向）に比べて、大幅に低いという問題を有して
いる。これは合金中の不溶性化合物が加工方向に伸延さ
れて連なり、鋭い切欠きとして働くことに起因してい
る。尚上記不溶性化合物とは、Ａｌ精練時に残存するＦ
ｅやＳｉなどの不純物を含有する化合物であって、均質
化処理や溶体化処理における処理温度を高くしても合金
中に固溶せず粒状に晶出する化合物である。
は靭性が低く、特に熱間・冷間加工終了後の板厚方向
（ＳＴ方向）の靭性が、加工方向（Ｌ方向）や幅方向
（ＬＬ方向）に比べて、大幅に低いという問題を有して
いる。これは合金中の不溶性化合物が加工方向に伸延さ
れて連なり、鋭い切欠きとして働くことに起因してい
る。尚上記不溶性化合物とは、Ａｌ精練時に残存するＦ
ｅやＳｉなどの不純物を含有する化合物であって、均質
化処理や溶体化処理における処理温度を高くしても合金
中に固溶せず粒状に晶出する化合物である。
【０００４】この様なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金の靭性を
改善する手段としては、前記不溶性化合物の原因となる
ＦｅやＳｉなどの不純物元素の含有量を極力制限する方
法が考えられる。例えばＪＩＳ規格では前記２０１４合
金のＦｅ量が０．７％以下、Ｓｉ量は０．５〜１．２％
に規定されているが、特開昭５５−４７３７１号公報に
は不純物であるＦｅを０．１５％以下、Ｓｉを０．１％
以下に限定する方法が開示されている。しかしながら不
可避不純物であるＦｅ及びＳｉの含有量を極力制限する
ことは、即ち極めて純度の高いＡｌ地金を必要とするも
のであり、コスト高となって実用性に乏しい。
改善する手段としては、前記不溶性化合物の原因となる
ＦｅやＳｉなどの不純物元素の含有量を極力制限する方
法が考えられる。例えばＪＩＳ規格では前記２０１４合
金のＦｅ量が０．７％以下、Ｓｉ量は０．５〜１．２％
に規定されているが、特開昭５５−４７３７１号公報に
は不純物であるＦｅを０．１５％以下、Ｓｉを０．１％
以下に限定する方法が開示されている。しかしながら不
可避不純物であるＦｅ及びＳｉの含有量を極力制限する
ことは、即ち極めて純度の高いＡｌ地金を必要とするも
のであり、コスト高となって実用性に乏しい。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであって、不可避不純物であるＦｅ
やＳｉの含有量は従来と同程度であっても、製造方法を
改善することにより圧延加工後のＳＴ方向においても靭
性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法を
提供しようとするものである。
目してなされたものであって、不可避不純物であるＦｅ
やＳｉの含有量は従来と同程度であっても、製造方法を
改善することにより圧延加工後のＳＴ方向においても靭
性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法を
提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金とは、 Ｃｕ：２〜７％ Ｍｇ：０．２〜２．５％ Ｆｅ：１．０％以下（０％を含まない） Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない） の要件を満たし、かつＣｒ，Ｍｎ，ＺｒおよびＴｉより
なる群から選択された１種以上を夫々 Ｃｒ：０．０５〜０．３％ Ｍｎ：０．０５〜０．８％ Ｚｒ：０．０５〜０．３％ Ｔｉ：０．０３〜０．３％ の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる
Ａｌ合金において、連続鋳造後熱間圧延を行うか、また
は熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施して、
Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを２μｍ
以下、かつ体積分率を２．０％以下に制御してなること
を要旨とするものである。
のできた本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金とは、 Ｃｕ：２〜７％ Ｍｇ：０．２〜２．５％ Ｆｅ：１．０％以下（０％を含まない） Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない） の要件を満たし、かつＣｒ，Ｍｎ，ＺｒおよびＴｉより
なる群から選択された１種以上を夫々 Ｃｒ：０．０５〜０．３％ Ｍｎ：０．０５〜０．８％ Ｚｒ：０．０５〜０．３％ Ｔｉ：０．０３〜０．３％ の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる
Ａｌ合金において、連続鋳造後熱間圧延を行うか、また
は熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施して、
Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを２μｍ
以下、かつ体積分率を２．０％以下に制御してなること
を要旨とするものである。
【０００７】そして上記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を製造
する為の好適手段の一つとして、本発明は凝固時の冷却
速度Ｒが Ｒ≧５……（１） Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２……（２） 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（％） を満足する条件で連続鋳造した後、該鋳片を熱間圧延温
度以上に保持された状態で直ちに、あるいは熱間圧延温
度に調整してから熱間圧延する方法を提供するものであ
る。尚上記条件式（１），（２）で示される推奨範囲は
図１に示される如く、［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］の値が０．４
％以下のときは（１）式によって、また［Ｆｅ］＋［Ｓ
ｉ］の値が０．４％超のときは（２）式によって規定さ
れることを意味する。
する為の好適手段の一つとして、本発明は凝固時の冷却
速度Ｒが Ｒ≧５……（１） Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２……（２） 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（％） を満足する条件で連続鋳造した後、該鋳片を熱間圧延温
度以上に保持された状態で直ちに、あるいは熱間圧延温
度に調整してから熱間圧延する方法を提供するものであ
る。尚上記条件式（１），（２）で示される推奨範囲は
図１に示される如く、［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］の値が０．４
％以下のときは（１）式によって、また［Ｆｅ］＋［Ｓ
ｉ］の値が０．４％超のときは（２）式によって規定さ
れることを意味する。
【０００８】
【作用】本発明者らはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金の靭性を
向上させるという課題について鋭意研究を重ねた結果、
たとえＦｅ及びＳｉをある程度含有したＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金であっても、連続鋳造によりＦｅ及びＳｉを合
金中に強制固溶させ、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物
粒の最大長さを２μｍ以下で、しかもその体積分率を２
％以下に制御したものでは、強度を損なうことなく圧延
加工後のＳＴ方向の靭性も向上させることができるとの
知見を得た。さらに上記不溶性化合物粒の最大長さ及び
体積分率を制御するには、連続鋳造過程における凝固時
の冷却速度を一定条件内に制御してＦｅ及びＳｉを合金
中に強制固溶することが最良の方法であることをつきと
め、本発明を完成させた。まず本発明に係る成分組成の
限定理由を以下に述べる。
向上させるという課題について鋭意研究を重ねた結果、
たとえＦｅ及びＳｉをある程度含有したＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金であっても、連続鋳造によりＦｅ及びＳｉを合
金中に強制固溶させ、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物
粒の最大長さを２μｍ以下で、しかもその体積分率を２
％以下に制御したものでは、強度を損なうことなく圧延
加工後のＳＴ方向の靭性も向上させることができるとの
知見を得た。さらに上記不溶性化合物粒の最大長さ及び
体積分率を制御するには、連続鋳造過程における凝固時
の冷却速度を一定条件内に制御してＦｅ及びＳｉを合金
中に強制固溶することが最良の方法であることをつきと
め、本発明を完成させた。まず本発明に係る成分組成の
限定理由を以下に述べる。
【０００９】Ｃｕ：２〜７％ Ｍｇ：０．２〜２．５％ Ｃｕ及びＭｇは、Ａｌ2 ＣｕＭｇという１μｍ以下の微
細な析出物を形成し、強度の向上に大きく寄与する元素
である。Ｃｕ量が２％未満またはＭｇ量が０．２％未満
では充分な強度が得られず、一方Ｃｕ量が７％を超える
か又はＭｇ量が２．５％を超えると、Ｆｅ及びＳｉを含
有する不溶性化合物粒の最大長さが２μｍを超えて粗大
な晶出物となり、靭性を低下させる。従ってＣｕ量は２
〜７％かつＭｇ量は０．２〜２．５％であることが必要
である。
細な析出物を形成し、強度の向上に大きく寄与する元素
である。Ｃｕ量が２％未満またはＭｇ量が０．２％未満
では充分な強度が得られず、一方Ｃｕ量が７％を超える
か又はＭｇ量が２．５％を超えると、Ｆｅ及びＳｉを含
有する不溶性化合物粒の最大長さが２μｍを超えて粗大
な晶出物となり、靭性を低下させる。従ってＣｕ量は２
〜７％かつＭｇ量は０．２〜２．５％であることが必要
である。
【００１０】尚Ｃｕの下限としては、より好ましくは
２．５％以上、更に好ましくは３．５％以上、一方上限
は好ましくは６．５％以下、更に好ましくは５．５％以
下である。またＭｇの下限としては、より好ましくは
０．５％以上、更に好ましくは１．０％以上、一方上限
は好ましくは２．０％以下、更に好ましくは１．７％以
下である。
２．５％以上、更に好ましくは３．５％以上、一方上限
は好ましくは６．５％以下、更に好ましくは５．５％以
下である。またＭｇの下限としては、より好ましくは
０．５％以上、更に好ましくは１．０％以上、一方上限
は好ましくは２．０％以下、更に好ましくは１．７％以
下である。
【００１１】Ｃｒ：０．０５〜０．３％ Ｍｎ：０．０５〜０．８％ Ｚｒ：０．０５〜０．３％ Ｔｉ：０．０３〜０．３％ 本発明のＡｌ合金においては、上記４種の金属元素のう
ち１種以上を上記の範囲内で含有させることにより、Ａ
ｌ合金の結晶粒を微細化し靭性を向上させることができ
る。しかも上記４種の金属元素はＡｌと化合して０．１
〜０．５μｍ程度の微細な析出物を形成することにより
強度の向上にも寄与する。但し含有量が少な過ぎると靭
性及び強度に対する向上効果が充分でなく、含有量が多
過ぎると粗大な晶出物を形成し、靭性を低下させてしま
う。従ってＣｒ量は０．０５〜０．３％，Ｍｎ量は０．
０５〜０．８％，Ｚｒ量は０．０５〜０．３％，Ｔｉ量
は０．０３〜０．３％の範囲内とすることが必要であ
る。
ち１種以上を上記の範囲内で含有させることにより、Ａ
ｌ合金の結晶粒を微細化し靭性を向上させることができ
る。しかも上記４種の金属元素はＡｌと化合して０．１
〜０．５μｍ程度の微細な析出物を形成することにより
強度の向上にも寄与する。但し含有量が少な過ぎると靭
性及び強度に対する向上効果が充分でなく、含有量が多
過ぎると粗大な晶出物を形成し、靭性を低下させてしま
う。従ってＣｒ量は０．０５〜０．３％，Ｍｎ量は０．
０５〜０．８％，Ｚｒ量は０．０５〜０．３％，Ｔｉ量
は０．０３〜０．３％の範囲内とすることが必要であ
る。
【００１２】尚Ｃｒの下限としては、より好ましくは
０．０８％以上、更に好ましくは０．１％以上、一方上
限は好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２
％以下である。Ｍｎの下限としては、より好ましくは
０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上、一方上限
は好ましくは０．６％以下、更に好ましくは０．５％以
下である。
０．０８％以上、更に好ましくは０．１％以上、一方上
限は好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２
％以下である。Ｍｎの下限としては、より好ましくは
０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上、一方上限
は好ましくは０．６％以下、更に好ましくは０．５％以
下である。
【００１３】Ｚｒの下限としては、より好ましくは０．
０８％以上、更に好ましくは０．１％以上、一方上限は
好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２％以
下である。またＴｉの下限としては、より好ましくは
０．０５％以上、更に好ましくは０．０７％以上、一方
上限は好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１
５％以下である。
０８％以上、更に好ましくは０．１％以上、一方上限は
好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２％以
下である。またＴｉの下限としては、より好ましくは
０．０５％以上、更に好ましくは０．０７％以上、一方
上限は好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１
５％以下である。
【００１４】Ｆｅ：１．０％以下（０％を含まない） Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない） Ｆｅ及びＳｉはＡｌ精練時に残存する不可避不純物であ
り、不溶性化合物を形成することから、一般的に言って
Ａｌ合金にとって望ましくない元素であり、通常は極力
制限される。本発明ではＦｅ量及びＳｉ量ともに１．０
％まで許容できるものの、１．０％を超えると不溶性化
合物が粗大かつ多量に形成され、靭性が著しく低下す
る。
り、不溶性化合物を形成することから、一般的に言って
Ａｌ合金にとって望ましくない元素であり、通常は極力
制限される。本発明ではＦｅ量及びＳｉ量ともに１．０
％まで許容できるものの、１．０％を超えると不溶性化
合物が粗大かつ多量に形成され、靭性が著しく低下す
る。
【００１５】本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金にお
いては、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さ
及びその体積分率を制御することが高い靭性を得る上で
非常に重要である。上記不溶性化合物粒の最大長さが２
μｍ以下、かつその体積分率が２．０％以下である場合
には、圧延加工後のＳＴ方向にも優れた靭性を発揮す
る。上記不溶性化合物粒の最大長さは、高靭性を得る上
で１．５μｍ以下が望ましく、１．０μｍ以下がより好
ましい。一方不溶性化合物の体積分率は１．５％以下が
好ましく、１．０％以下であればより望ましい。
いては、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さ
及びその体積分率を制御することが高い靭性を得る上で
非常に重要である。上記不溶性化合物粒の最大長さが２
μｍ以下、かつその体積分率が２．０％以下である場合
には、圧延加工後のＳＴ方向にも優れた靭性を発揮す
る。上記不溶性化合物粒の最大長さは、高靭性を得る上
で１．５μｍ以下が望ましく、１．０μｍ以下がより好
ましい。一方不溶性化合物の体積分率は１．５％以下が
好ましく、１．０％以下であればより望ましい。
【００１６】上記不溶性化合物粒の最大長さとは、例え
ば球状や円盤状の結晶であれば最大直径を与える様な切
断面を形成した時の最大直径であり、また略立方体や略
直方体の結晶であれば最も長い対角線の長さを指し、不
特定な形状の結晶であれば最も離れた表面上の２点間の
長さを言う。尚上記不溶性化合物粒の最大長さを測定す
るにあたっては、電子顕微鏡を用い顕微鏡視野で算出す
ればよい。
ば球状や円盤状の結晶であれば最大直径を与える様な切
断面を形成した時の最大直径であり、また略立方体や略
直方体の結晶であれば最も長い対角線の長さを指し、不
特定な形状の結晶であれば最も離れた表面上の２点間の
長さを言う。尚上記不溶性化合物粒の最大長さを測定す
るにあたっては、電子顕微鏡を用い顕微鏡視野で算出す
ればよい。
【００１７】上記不溶性化合物粒の最大長さ及び体積分
率を制御するには、上記成分組成の要件を満足するＡｌ
合金を用いると共に、凝固時の冷却速度Ｒが下記
（１），（２）式 Ｒ≧５……（１）で且つ Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２……（２） 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（％） を満足する条件で連続鋳造を行なうことが重要である。
率を制御するには、上記成分組成の要件を満足するＡｌ
合金を用いると共に、凝固時の冷却速度Ｒが下記
（１），（２）式 Ｒ≧５……（１）で且つ Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２……（２） 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（％） を満足する条件で連続鋳造を行なうことが重要である。
【００１８】即ち本発明のＡｌ合金では、連続鋳造法に
より凝固時に速やかに冷却してＦｅやＳｉなどの不可避
不純物元素を強制固溶させ、靭性に悪影響を及ぼす不溶
性化合物の大きさ及び量を制限しようというものであ
り、上記条件を満足すればＦｅ及びＳｉを含有する不溶
性化合物粒の最大長さ２μｍ以下、体積分率を２％以下
に制御できる。一方凝固時の冷却速度が前記条件を満足
しない場合には、ＦｅやＳｉという不純物元素を十分に
強制固溶させることができずに、Ｆｅ及びＳｉを含む不
溶性化合物粒の最大長さ及びその体積分率を本発明範囲
内に制御できず、十分な靭性を得ることはできない。
より凝固時に速やかに冷却してＦｅやＳｉなどの不可避
不純物元素を強制固溶させ、靭性に悪影響を及ぼす不溶
性化合物の大きさ及び量を制限しようというものであ
り、上記条件を満足すればＦｅ及びＳｉを含有する不溶
性化合物粒の最大長さ２μｍ以下、体積分率を２％以下
に制御できる。一方凝固時の冷却速度が前記条件を満足
しない場合には、ＦｅやＳｉという不純物元素を十分に
強制固溶させることができずに、Ｆｅ及びＳｉを含む不
溶性化合物粒の最大長さ及びその体積分率を本発明範囲
内に制御できず、十分な靭性を得ることはできない。
【００１９】前述の通り上記条件式（１），（２）で示
される推奨範囲は、［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］の値が０．４％
以下のときは（１）式によって、また［Ｆｅ］＋［Ｓ
ｉ］の値が０．４％超のときは（２）式によって規定さ
れることを意味する。この様に本発明に係るＡｌ合金を
製造するにあたりＦｅやＳｉなどの不可避不純物元素の
含有量が多い場合には、その含有量に応じて連続鋳造過
程における凝固時の冷却速度を増加させ、不溶性化合物
粒の最大長さ及び体積分率を制御することが望ましい。
される推奨範囲は、［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］の値が０．４％
以下のときは（１）式によって、また［Ｆｅ］＋［Ｓ
ｉ］の値が０．４％超のときは（２）式によって規定さ
れることを意味する。この様に本発明に係るＡｌ合金を
製造するにあたりＦｅやＳｉなどの不可避不純物元素の
含有量が多い場合には、その含有量に応じて連続鋳造過
程における凝固時の冷却速度を増加させ、不溶性化合物
粒の最大長さ及び体積分率を制御することが望ましい。
【００２０】尚本発明のＡｌ合金は、前記成分組成成の
Ａｌ合金を用いて特定条件による冷却速度で連続鋳造を
行い、Ｆｅ及びＳｉを含有する不溶性化合物粒の最大長
さ及び体積分率を制御することにより優れた靭性を得ら
れるものであり、その他の製造条件については特に制限
されるものではないが、以下の製造方法が例示できる。
Ａｌ合金を用いて特定条件による冷却速度で連続鋳造を
行い、Ｆｅ及びＳｉを含有する不溶性化合物粒の最大長
さ及び体積分率を制御することにより優れた靭性を得ら
れるものであり、その他の製造条件については特に制限
されるものではないが、以下の製造方法が例示できる。
【００２１】まず本発明に係る合金組成を有するＡｌ合
金を溶融体とし、この溶融体を連続鋳造する。連続鋳造
法としては、水冷式連続鋳造法、双ロール式連続鋳造
法、ベルト式連続鋳造法、ブロック式連続鋳造法などを
採用することができるが、連続鋳造から熱間圧延工程へ
の移行時期は、鋳片内部が固相線温度以下にまで低下し
て完全に凝固した後にタイミングを合わせるのが好まし
い。
金を溶融体とし、この溶融体を連続鋳造する。連続鋳造
法としては、水冷式連続鋳造法、双ロール式連続鋳造
法、ベルト式連続鋳造法、ブロック式連続鋳造法などを
採用することができるが、連続鋳造から熱間圧延工程へ
の移行時期は、鋳片内部が固相線温度以下にまで低下し
て完全に凝固した後にタイミングを合わせるのが好まし
い。
【００２２】本発明は、連続鋳造して得られる移動帯板
の温度を熱間圧延温度以上に保持して直ちに熱間圧延
し、引き続いて、若しくは一旦巻き取ってから冷間圧延
工程へ送る所謂連鋳・直送圧延方法に有利に適用される
が、この他連続鋳造の後、一旦保持し、鋳片温度が実質
的に降下しないうちに熱間圧延へ送り、更に冷間圧延を
行なう方法にも適用することができる。
の温度を熱間圧延温度以上に保持して直ちに熱間圧延
し、引き続いて、若しくは一旦巻き取ってから冷間圧延
工程へ送る所謂連鋳・直送圧延方法に有利に適用される
が、この他連続鋳造の後、一旦保持し、鋳片温度が実質
的に降下しないうちに熱間圧延へ送り、更に冷間圧延を
行なう方法にも適用することができる。
【００２３】尚熱間圧延を施す場合、開始温度は４５０
〜５００℃の範囲が好ましく、３００〜３５０℃の仕上
げ温度で終了することが望ましい。連続鋳造法では通常
４〜３０ｍｍ程度の肉厚の移動帯板が連続的に製造さ
れ、これを熱間圧延し、更に必要に応じて冷間圧延を行
うことによって、０．７〜２０ｍｍ程度の肉厚のＡｌ合
金板に圧延される。圧下率としては３０％以上が好まし
い。
〜５００℃の範囲が好ましく、３００〜３５０℃の仕上
げ温度で終了することが望ましい。連続鋳造法では通常
４〜３０ｍｍ程度の肉厚の移動帯板が連続的に製造さ
れ、これを熱間圧延し、更に必要に応じて冷間圧延を行
うことによって、０．７〜２０ｍｍ程度の肉厚のＡｌ合
金板に圧延される。圧下率としては３０％以上が好まし
い。
【００２４】熱間圧延または熱間圧延及び冷間圧延を施
したＡｌ合金板は、溶体化処理の後水焼き入れし、さら
に時効処理を施す。上記溶体化処理の条件としては処理
温度が４５０〜５２０℃、処理時間は１〜６時間が望ま
しい。時効処理の条件としては１６０〜２００℃の時効
温度で８〜２４時間が好ましい。
したＡｌ合金板は、溶体化処理の後水焼き入れし、さら
に時効処理を施す。上記溶体化処理の条件としては処理
温度が４５０〜５２０℃、処理時間は１〜６時間が望ま
しい。時効処理の条件としては１６０〜２００℃の時効
温度で８〜２４時間が好ましい。
【００２５】
実施例１〜１５ 表１に示す組成のＡｌ合金を溶融体とし、連続鋳造法に
より肉厚２０ｍｍの移動帯板を作製し、直ちに熱間圧延
を施し肉厚５ｍｍの板材とした。尚連続鋳造時の冷却速
度は１２℃／ｓｅｃであり、上記熱間圧延の圧延開始温
度は４５０℃、、終了温度は３５０℃であった。上記板
材に５００℃で４時間の溶体化処理を施して水焼き入れ
を行ない、１８０℃で２４時間の時効処理を行なった。
より肉厚２０ｍｍの移動帯板を作製し、直ちに熱間圧延
を施し肉厚５ｍｍの板材とした。尚連続鋳造時の冷却速
度は１２℃／ｓｅｃであり、上記熱間圧延の圧延開始温
度は４５０℃、、終了温度は３５０℃であった。上記板
材に５００℃で４時間の溶体化処理を施して水焼き入れ
を行ない、１８０℃で２４時間の時効処理を行なった。
【００２６】この様にして得たＡｌ合金板について、走
査型電子顕微鏡観察と画像解析を行なうことによって不
溶性化合物粒の最大長さ及び体積分率を求めると共に、
ＳＴ方向の破壊靭性試験を行なった。さらに引張試験で
耐力を測定して強度の評価を行なった。結果は表１に併
記する。
査型電子顕微鏡観察と画像解析を行なうことによって不
溶性化合物粒の最大長さ及び体積分率を求めると共に、
ＳＴ方向の破壊靭性試験を行なった。さらに引張試験で
耐力を測定して強度の評価を行なった。結果は表１に併
記する。
【００２７】比較例１〜１５ 表２に示す組成のＡｌ合金溶湯を用いて、後述の条件以
外は実施例と同様にしてＡｌ合金板を得た。走査型電子
顕微鏡観察と画像解析を行なうことによって不溶性化合
物粒の最大長さ及び体積分率を求めると共に、ＳＴ方向
の破壊靭性試験を行なった。さらに引張試験で耐力を測
定して強度の評価を行なった。結果は表２に併記する。
外は実施例と同様にしてＡｌ合金板を得た。走査型電子
顕微鏡観察と画像解析を行なうことによって不溶性化合
物粒の最大長さ及び体積分率を求めると共に、ＳＴ方向
の破壊靭性試験を行なった。さらに引張試験で耐力を測
定して強度の評価を行なった。結果は表２に併記する。
【００２８】尚比較例１，２のＡｌ合金板は、連続鋳造
時の冷却速度を３℃／ｓｅｃとした以外は実施例と同様
にして得たものであり、比較例３〜１３のＡｌ合金板
は、本発明に係る合金組成のうち少なくとも１種の元素
において条件を満足しておらず、比較例１４，１５は従
来合金を用い通常の鋳造法（冷却速度１℃／ｓｅｃ）で
作製したものである。
時の冷却速度を３℃／ｓｅｃとした以外は実施例と同様
にして得たものであり、比較例３〜１３のＡｌ合金板
は、本発明に係る合金組成のうち少なくとも１種の元素
において条件を満足しておらず、比較例１４，１５は従
来合金を用い通常の鋳造法（冷却速度１℃／ｓｅｃ）で
作製したものである。
【００２９】これら比較用のＡｌ合金板について、走査
型電子顕微鏡観察と画像解析を行なうことによって不溶
性化合物粒の最大長さ及び体積分率を求めると共に、Ｓ
Ｔ方向の破壊靭性試験を行なった。さらに引張試験で耐
力を測定して強度の評価を行なった。結果は表２に併記
する。
型電子顕微鏡観察と画像解析を行なうことによって不溶
性化合物粒の最大長さ及び体積分率を求めると共に、Ｓ
Ｔ方向の破壊靭性試験を行なった。さらに引張試験で耐
力を測定して強度の評価を行なった。結果は表２に併記
する。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】表１から明らかな様に本発明に係るＡｌ合
金は、不溶性化合物粒の最大長さが２μｍ以下で、しか
も体積分率が２％以下であることから圧延加工後のＳＴ
方向の靭性も高く、かつ高強度であることが分かる。ま
た表２に明らかな通り、本発明に係る条件のいずれかを
満たさない比較例は、靭性または強度において充分では
ない。
金は、不溶性化合物粒の最大長さが２μｍ以下で、しか
も体積分率が２％以下であることから圧延加工後のＳＴ
方向の靭性も高く、かつ高強度であることが分かる。ま
た表２に明らかな通り、本発明に係る条件のいずれかを
満たさない比較例は、靭性または強度において充分では
ない。
【００３３】比較例においてＮo.１，２は連続鋳造条件
が異なるもので、Ｎo.１は不溶性化合物粒の最大長さが
２μｍを超え、Ｎo.２は不溶性化合物の体積分率が２％
を超えることから、夫々破壊靭性が低い。Ｎo.３はＣｕ
量が少な過ぎる場合の比較例、Ｎo.５はＭｇ量が少な過
ぎる場合の比較例であり、共に強度が著しく低い。Ｎo.
４はＣｕ量が多過ぎる場合の比較例、Ｎo.６はＭｇ量が
多過ぎる場合の比較例であり、不溶性化合物粒の最大長
さが２μｍを超えて粗大であり、靭性が著しく低い。Ｎ
o.７はＣｒ，Ｍｎ，Ｚｒ及びＴｉの量がいずれも少な過
ぎる場合の比較例であり、靭性に劣る。Ｎo.８〜１１は
Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｒ及びＴｉのうち、いずれかの量が多過
ぎる場合の比較例であり、不溶性化合物粒の最大長さが
２μｍを超えると共に体積分率も２％を超えており、靭
性が著しく低い。Ｎo.１２，１３は不可避不純物である
ＦｅまたはＳｉの量が多過ぎる場合の比較例であり、靭
性に乏しい。Ｎo.１４，１５は従来のＡｌ合金であり、
不溶性化合物粒の最大長さ及び体積分率が本発明の範囲
を超えており、靭性に劣り、しかもＮo.１５は強度も乏
しい。
が異なるもので、Ｎo.１は不溶性化合物粒の最大長さが
２μｍを超え、Ｎo.２は不溶性化合物の体積分率が２％
を超えることから、夫々破壊靭性が低い。Ｎo.３はＣｕ
量が少な過ぎる場合の比較例、Ｎo.５はＭｇ量が少な過
ぎる場合の比較例であり、共に強度が著しく低い。Ｎo.
４はＣｕ量が多過ぎる場合の比較例、Ｎo.６はＭｇ量が
多過ぎる場合の比較例であり、不溶性化合物粒の最大長
さが２μｍを超えて粗大であり、靭性が著しく低い。Ｎ
o.７はＣｒ，Ｍｎ，Ｚｒ及びＴｉの量がいずれも少な過
ぎる場合の比較例であり、靭性に劣る。Ｎo.８〜１１は
Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｒ及びＴｉのうち、いずれかの量が多過
ぎる場合の比較例であり、不溶性化合物粒の最大長さが
２μｍを超えると共に体積分率も２％を超えており、靭
性が著しく低い。Ｎo.１２，１３は不可避不純物である
ＦｅまたはＳｉの量が多過ぎる場合の比較例であり、靭
性に乏しい。Ｎo.１４，１５は従来のＡｌ合金であり、
不溶性化合物粒の最大長さ及び体積分率が本発明の範囲
を超えており、靭性に劣り、しかもＮo.１５は強度も乏
しい。
【００３４】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、連
続鋳造法によりＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金中における不溶
性化合物粒の最大長さを２μｍ以下とし、しかもその体
積分率を２％以下に制御しているので、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金の高強度という特性に加えて、その靭性も向上
させることができ、靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合
金及びその製造方法が提供できることとなった。
続鋳造法によりＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金中における不溶
性化合物粒の最大長さを２μｍ以下とし、しかもその体
積分率を２％以下に制御しているので、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金の高強度という特性に加えて、その靭性も向上
させることができ、靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合
金及びその製造方法が提供できることとなった。
【図１】本発明の製造方法において用いられる連続鋳造
時の好ましい冷却速度条件を示すグラフである。
時の好ましい冷却速度条件を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃｕ：２〜７％（重量％を意味する、特記
しない限り以下同じ） Ｍｇ：０．２〜２．５％ Ｆｅ：１．０％以下（０％を含まない） Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない） の要件を満たし、かつＣｒ，Ｍｎ，ＺｒおよびＴｉより
なる群から選択された１種以上を夫々 Ｃｒ：０．０５〜０．３％ Ｍｎ：０．０５〜０．８％ Ｚｒ：０．０５〜０．３％ Ｔｉ：０．０３〜０．３％ の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる
Ａｌ合金において、連続鋳造後熱間圧延を行うか、また
は熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施して、
Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを２μｍ
以下、かつ体積分率を２．０％以下に制御してなること
を特徴とする靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金。 - 【請求項２】 請求項１記載のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金
を製造するにあたり、凝固時の冷却速度Ｒが Ｒ≧５で且つ Ｒ≧７．５（［Ｆｅ］＋［Ｓｉ］）＋２ 但し、Ｒ：凝固時の冷却速度（℃／ｓｅｃ） ［Ｆｅ］，［Ｓｉ］：Ａｌ合金中のＦｅ、Ｓｉの含有率
（％） を満足する条件で連続鋳造した後、該鋳片温度を熱間圧
延温度以上に保持して熱間圧延することを特徴とする靭
性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金の製造方法。 - 【請求項３】 連続鋳造された移動帯板を直ちに熱間圧
延工程へ送る請求項２記載の製造方法。 - 【請求項４】 連続鋳造された鋳片を、熱間圧延温度に
調整して熱間圧延工程へ送る請求項２に記載の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4725494A JPH07252574A (ja) | 1994-03-17 | 1994-03-17 | 靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4725494A JPH07252574A (ja) | 1994-03-17 | 1994-03-17 | 靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07252574A true JPH07252574A (ja) | 1995-10-03 |
Family
ID=12770144
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4725494A Withdrawn JPH07252574A (ja) | 1994-03-17 | 1994-03-17 | 靭性に優れたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07252574A (ja) |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2843754A1 (fr) * | 2002-08-20 | 2004-02-27 | Corus Aluminium Walzprod Gmbh | Alliage ai-cu-mg-si equilibre |
| US7323068B2 (en) | 2002-08-20 | 2008-01-29 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | High damage tolerant Al-Cu alloy |
| US7494552B2 (en) * | 2002-08-20 | 2009-02-24 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | Al-Cu alloy with high toughness |
| JP2011042857A (ja) * | 2009-08-24 | 2011-03-03 | Nippon Light Metal Co Ltd | 疲労強度，靭性及び光輝性に優れたアルミニウム合金及びその製造方法 |
| CN103290282A (zh) * | 2013-04-28 | 2013-09-11 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种用于劳保皮鞋头的铝合金板材的制备方法 |
| JP2014058701A (ja) * | 2012-09-14 | 2014-04-03 | Taiho Kogyo Co Ltd | アルミニウム合金およびギヤポンプのサイドプレート |
| WO2017201403A1 (en) * | 2016-05-20 | 2017-11-23 | Ut-Battelle, Llc | Aluminum alloy compositions and methods of making and using the same |
| CN109825731A (zh) * | 2019-03-20 | 2019-05-31 | 安庆市博安工程有限责任公司 | 一种建筑门窗加工用高强度铝合金材料的制备方法 |
| WO2020089007A1 (en) | 2018-10-31 | 2020-05-07 | Aleris Rolled Products Germany Gmbh | Method of manufacturing a 2xxx-series aluminium alloy plate product having improved fatigue failure resistance |
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| US11180839B2 (en) | 2017-10-26 | 2021-11-23 | Ut-Battelle, Llc | Heat treatments for high temperature cast aluminum alloys |
| US11242587B2 (en) | 2017-05-12 | 2022-02-08 | Ut-Battelle, Llc | Aluminum alloy compositions and methods of making and using the same |
| CN115558828A (zh) * | 2022-11-30 | 2023-01-03 | 中南大学 | 一种耐热低钒Al-Cu-Mg-Ag系合金及其应用 |
| CN115698356A (zh) * | 2020-06-04 | 2023-02-03 | 伊苏瓦尔肯联铝业 | 在高温下具有良好性能的铝铜镁合金产品的应用 |
-
1994
- 1994-03-17 JP JP4725494A patent/JPH07252574A/ja not_active Withdrawn
Cited By (21)
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| GB2406577A (en) * | 2002-08-20 | 2005-04-06 | Corus Aluminium Walzprod Gmbh | Al-Cu-Mg-Si alloy and method for producing the same |
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| US7815758B2 (en) | 2002-08-20 | 2010-10-19 | Aleris Aluminum Koblenz Gmbh | High damage tolerant Al-Cu alloy |
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